CN104994979B - 切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在耐热合金的切削加工这样切刃达到高温的加工中，仍可抑制切刃的热龟裂的发生，耐磨损性和耐缺损性高的切削工具。是由如下超硬合金构成的切削工具，其以WC相为主体，以11.5～12.5质量％的比例含有Co，以Cr3C2换算量计按0.2～0.6质量％的比例含有Cr而成，所述WC相的平均粒径为0.85～1.05μm，矫顽力(Hc)为13.0～16.0kA/m，洛氏硬度(HRA)为89.5～90.5。

Description

切削工具
技术领域
本发明涉及由超硬合金构成的切削工具。
背景技术
一直以来被广泛用于金属的切削加工的切削工具中适合利用的是超硬合金。伴随着因科镍合金((inconel))、钛等的耐热合金的需求的增加，要求对耐热合金切削的切削性能优异的切削工具。但是，在现有的切削工具中，切削时切刃附近的温度达到高温。其结果是，切刃发生热龟裂，或裂纹从发生的热龟裂进展，切刃发生卷刃、缺损这样的问题。
因此，在专利文献1中公开有一种切削工具，其由以WC为主成分，含有Co为12～14质量％和Cr为0.3～0.6质量％，矫顽力(Hc)为15～25kA/m，抗弯强度为3.5GPa以上的超硬合金构成，公开其在钛和因科镍合金等的耐热合金的切削加工中发挥着良好的切削性能。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-076156号公报
发明要解决的课题
但是，在专利文献1的刀片中，抑制热龟裂的发生的效果不充分，需要性能进一步提高。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种耐磨损性和耐缺损性高的切削工具，其即使在耐热合金的切削加工这样切刃会达到高温的加工中，也可抑制切刃的热龟裂的发生。
用于解决课题的手段
在耐热合金的切削加工中，可知相对于超硬合金中的WC相的平均粒径和Co、Cr(Cr3C2)等添加物的含量来说，切削性能不会连续性地变化，而是在极狭窄的特定的范围内，切削性能会显现出飞跃性地提高，从而达成本发明。
即，本发明的切削工具由如下的超硬合金构成，其以WC相作为主体，以11.5～12.5质量％的比例含有Co，以Cr3C2换算量计按0.2～0.6质量％的比例含有Cr而成，所述WC相的平均粒径为0.85～1.05μm，矫顽力(Hc)为13.0～16.0kA/m，洛氏硬度(HRA)为89.5～90.5。
发明效果
本发明的切削工具在耐热合金的切削中可抑制切刃的热龟裂的发生，耐磨损性和耐缺损性均高，发挥着飞跃性地优异的切削性能。
具体实施方式
本实施方式的切削工具由如下超硬合金构成，其以WC相为主体，以11.5～12.5质量％的比例含有Co，以Cr3C2换算量计按0.2～0.6质量％的比例含有Cr而成，所述WC相的平均粒径为0.85～1.05μm，矫顽力(Hc)为13.0～16.0kA/m，洛氏硬度(HRA)为89.5～90.5。由这一范围构成的本实施方式的切削工具在耐热合金的切削中可抑制切刃的热龟裂的发生，耐磨损性和耐缺损性均高，发挥着飞跃性地优异的切削性能。
即，若WC相的平均粒径比0.85μm小，则超硬合金的热传导率降低，并且韧性低，耐缺损性降低。反之，若WC相的平均粒径比1.05μm大，则超硬合金的硬度降低，耐磨损性降低。WC相的平均粒径的更优选的范围是0.95～1.05μm。另外，若Co的含量比11.5质量％少，则不能确保充分的韧性、强度，容易发生缺损。反之，若Co的含量比12.5质量％多，则超硬合金的热传导率降低，热龟裂发生并容易缺损，并且耐塑性变形性劣化，切刃的磨损的进展加快。Co含量的更优选的范围是12.0～12.5质量％。
此外，若Cr的Cr3C2换算量比0.2质量％少，则超硬合金中的键合相容易氧化变质，反之，若铬(Cr)的Cr3C2换算量比0.6质量％多，则韧性降低并容易缺损。Cr的Cr3C2换算量的更优选的范围是0.4～0.5质量％。另外，在合金中，也可以以碳化物(VC和TaC)换算合计在0.2质量％以下的范围内含有钒(V)和钽(Ta)中的至少一种。在本实施方式中，铬(Cr)、钒(V)和钽(Ta)在键合相中固溶。
另外，若矫顽力低于13.0kA/m，则硬度降低，不能发挥充分的耐磨损性。反之，若矫顽力高于16.0kA/m，则容易发生热龟裂，断裂韧性降低，会诱发突发缺损。矫顽力的更优选的范围是13.5～15.0kA/m。
若洛氏硬度(HRA)比89.5低，则切刃的磨损的进行加快。反之，若洛氏硬度比90.5高，则韧性降低，对于缺损的稳定性降低，容易发生突发缺损等的工具损伤。洛氏硬度的更优选的范围是89.8～90.3。
在本实施方式中，超硬合金的抗弯强度为3.5GPa以上，威布尔系数为10以上。由此，烧结体的缺陷少并且烧结体间的偏差小，切削工具的突发缺损被抑制。抗弯强度的优选的范围是3.7～4.2GPa，威布尔系数的优选的范围是15以上。还有，在本发明中，能够由切削工具的形状制作JISR1601所规定的三点弯曲强度的试验片的形状时，切下JISR1601所规定的试验片，测量依据JISR1601测量三点弯曲强度时的三点弯曲强度。由切削工具的形状不能制作JISR1601所规定的三点弯曲强度的试验片的形状时，从切削工具上，以JISR1601所规定的试验片的竖∶横∶长的比为3∶4∶10的矩形形状的方式，切割加工出最大的矩形的试料，将其作为试验片使用，测量的跨度也是与试料的纵长长度相同的比率而进行三点弯曲强度。
另外，在本实施方式中，饱和磁化(Ms)为165～200kA/m。如果在此范围，则超硬合金成为没有η相或游离碳析出的健全合金。这时，超硬合金中的氧量为0.03～0.10质量％。此外，超硬合金的断裂韧性值(K1C)为16MPa·m1/2以上，特别为16.5～20.0MPa·m1/2。
Co在键合WC相间的键合相中存在。超硬合金由以WC相作为主体，并以Co为主体的键合相键合了WC相间的组织构成。键合相中含有钨(W)和铬(Cr)，其固溶。是否固溶能够利用扫描型电子显微镜(SEM)或透射型电子显微镜(TEM)观察加以确认。根据本实施方式，在超硬合金的表面和内部之间，存在键合相中的钨的含有比率取最大值的位置。键合相中的钨的含有比率，可以是从超硬合金的表面朝向内部先有所增加，在取最大值后，再朝向内部减少的分布。测量优选在包括超硬合金未研磨加工的表面在内的截面进行，例如，使用包括设于切削工具的中央的螺栓孔的内壁面在内的截面进行测量。
根据在超硬合金的表面和内部之间存在有键合相中的钨的含有比率取最大值的位置的分布构成，由此，具有切削时发生的热高效率传播这样的效果。还有，在本实施方式中，键合相中的钨的含有比率取最大值的位置处于距超硬合金的表面50～200μm深度的范围内。另外，由烧成制作超硬合金后，对于切刃部、前刀面、后刀面实施研磨加工，由此，也存在着键合相中的钨的含有比率取最大值的位置处于比距超硬合金的表面50μm深度浅的位置的情况或处于超硬合金的最表面的情况，但这种情况下，上述效果也不会丧失。
(被覆层的第一实施方式)
另外，在本实施方式的切削工具中，能够在超硬合金的表面被覆被覆层。作为被覆层，例如按顺序层叠如下层而成：平均厚度为0～0.7μm的TiN层；平均厚度为1～3μm的TiCN层；平均厚度为0～0.1μm的选自TiCO、TiNO和TiCNO之中的任意一个所构成的中间层；平均厚度为0.3～0.7μm的Al2O3层；平均厚度为0～0.7μm的TiCxNy层(0＜x，0.5≤y，x+y＝1)所构成的最表层。通过在上述构成的超硬合金上被覆上述被覆层，可以在因科镍合金等镍基合金的铣削加工中进行长寿命的切削加工。还有，根据本实施方式，该被覆层由CVD法制作。
若具体说明上述实施方式的被覆层的更优选的构成，则其被覆于由上述超硬合金构成的基体的表面，从基体侧按顺序设有TiN层、TiCN层、中间层、Al2O3层、最表层。中间层由选自TiCO、TiNO和TiCNO之中的任意一个构成。最表层由TiCxNy层(0＜x，0.5≤y，x+y＝1)构成。被覆层的各层的更优选的平均厚度为，TiN层为0.1～0.7μm，TiCN层为1～3μm，中间层为0.01～0.1μm，Al2O3层为0.3～0.7μm，最表层为0.3～0.7μm。还有，各层的平均厚度是在各层的任意的位置，沿着与基体的表面平行的方向延续10μm以上的长度，以1μm间隔测量厚度，取其平均值算出的。
在此，若TiCN层的厚度为1μm以上，则能够维持充分的耐磨损性。若TiCN层为3μm以下的厚度，则难以发生缺损。TiCN层的更优选的范围是2～2.5μm。若Al2O3层的厚度为0.3μm以上，则能够维持充分的耐氧化性，耐磨损性高。若Al2O3层的厚度在0.7μm以下，则难以发生卷刃。Al2O3层的更优选的范围为0.4～0.6μm。
TiN层提高基体与被覆层的密接性，若TiN层的平均厚度为0.3～0.7μm，则被覆层与基体的密接性良好，并且，被覆层难以发生卷刃。TiN层的更优选的范围是0.4～0.5μm。此外，TiCN层和Al2O3层之间的中间层具有提高TiCN层与Al2O3层的密接性的效果。若中间层的平均厚度为0.01～0.1μm，则Al2O3层难以剥离，且Al2O3层难以发生卷刃。中间层的更优选的范围是0.03～0.08μm。最表层使切削工具的表面为金色，是为了易于判定切刃是未使用还是已使用而设的，如果是0.3～0.7μm，则能够目测识别。另外，在本实施方式中，在最表层的表面，切刃中TiCxNy结晶(0＜x，0.5≤y，x+y＝1)由粒状粒子构成，并且在前刀面由针状粒子构成。由此，在切刃中，被覆层的表面的空隙少，被覆层的磨损小。另一方面，在前刀面上，因为是被覆层的表面有针状粒子析出的结构，所以被覆层的表面的空隙多，被覆层的表面的切削液的保持力提高。其结果是，由于加工而发生的切屑的流动顺畅，能够抑制切刃的温度上升。还有，在最表层，也可以按总量中10质量％以下的比例含有氧。此外，在本实施方式中，最表层成为基体侧的碳浓度比表面侧的碳浓度高的构成。由此，在前刀面上形成有针状粒子，并且在最表层的表面成为金色，容易进行使用的识别。还有，TiN层、中间层和最表层也可以省略。
通过使上述基体和被覆层加以组合，即使在切削时的发热作用下，热龟裂及其进展也会得到抑制。另外，即使切刃达到高温，Al2O3层也会抑制被覆层的氧化。而且，因为Al2O3层的平均厚度为0.3～0.7μm，所以，即使在Ni基合金、Ti基合金这样容易粘附的耐热合金的加工中，也能够抑制Al2O3层的剥离。
另外，切削工具的整体形状大体上为板状，作为优选例可列举所谓的双面用的负刃(礻ガチツプ)形状，即侧面对于主面呈90°，以两主面的端部作为切刃而使用的形状。而且，两主面可以由相同的形状构成，但作为其他的实施方式，也可以是一侧的主面侧的Al2O3层的平均厚度与另一侧的主面侧的Al2O3层的平均厚度不同的构成。如果是这一构成，则在以2个加工条件进行切削加工这样的情况下，以各自的加工条件分别使用一侧的主面侧的切刃与另一侧的主面侧的切刃，由此切削工具发挥出更佳的工具性能。还有，这时为了达到更佳的工具性能，一侧的主面侧的断屑槽形状与另一侧的主面侧的断屑槽形状也可以不同。
(被覆层的第二实施方式)
另外，作为被覆层不限定为上述构成。例如，也可以是如此构成的实施方式，即，在所述超硬合金的表面被覆平均厚度为3.0～5.5μm的由Ti1-a-bAlaMb(C1-xNx)(其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，0.2≤a≤0.7，0≤b≤0.4，0≤x≤1)构成的被覆层。在钛合金和SUS的铣削加工中可以进行长寿命的切削加工。根据本实施方式，该被覆层由PVD法制作。
金属M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，但在含有选自Cr、Si、W和Nb中的一种时，耐氧化性和耐熔敷性进一步提高。
被覆层可以由单一组成构成，但在本实施方式中，其为Ti1-a1-b1Ala1Mb1(C1-x1Nx1)(其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，0.2≤a1≤0.7，0≤b1≤0.4，0≤x1≤1)所构成的第一薄层、和Ti1-a2-b2Ala2Mb2(C1-x2Nx2)(其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，0.2≤a2≤0.7，0≤b2≤0.4，0≤x2≤1，除去a1＝a2且b1＝b2且x1＝x2。)所构第二薄层交替层叠的多层结构。就是说，第一薄层与第二薄层不同的组成的两层以数nm～数十nm的厚度交替层叠。由此，能够抑制裂纹在被覆层内进展，且被覆层整体高硬度化，耐磨损性提高。
还有，在本发明中，如此组成不同的两种以上的多层构成而成的被覆层的组成由被覆层的整体组成表示，可以由电子探针显微分析仪(EPMA)等进行分析。被覆层的详细组成能够用透射型电子显微镜(TEM)观察，其组成能够通过能量分散X射线光谱分析(EDS)进行确认。另外，多层结构的被覆层的结构并不限定于第一薄层和第二薄层这两种，也可以是追加与第一薄层和第二薄层组成不同的第三薄层等的三种以上的交替层叠结构。
此外，为了形状上述多层构成的被覆层，例如，能够通过如下方式制作，即，在成膜装置的腔室的内壁侧面，相隔固定的间隔配置组成不同的靶，在此状态下一边使进行成膜的试料旋转一边进行成膜。
(制造方法)
对于制作本发明的被覆工具的方法进行说明。
首先，将基于Microtrac法(雷射激光粒径分析)测量的平均粒径为2.5～4.0μm，特别是3.0～4.0μm的WC原料粉末和基于Microtrac法测量的平均粒径为2.0～3.0μm的Cr3C2原料粉末投入粉碎混合机，添加水或溶剂进行搅拌而制造浆料。在此，使用上述2.5～4.0μm的平均粒径的WC原料粉末，一边搅拌浆料一边进行粉碎，直至混合粉末的基于Microtrac法测量的平均粒径达到0.9～1.1μm，由此，使合金中的WC粒子的平均粒径在既定的范围内之后，能够将矫顽力和洛氏硬度调整到既定的范围内。
另外，Co原料粉末在WC原料粉末和Cr3C2原料粉末的投入时不添加，而是在一边搅拌浆料一边进行粉碎，直至混合粉末的基于Microtrac法测量的平均粒径达到2.0～2.2μm之后，再将Co原料粉末添加到浆料之中。即，若从初期就投入Co原料粉末，则在粉碎时间结束的时候，Co原料粉末之间凝集，矫顽力和洛氏硬度会脱离既定的范围。另外根据期望，在浆料中，为了进行烧成后的超硬合金的饱和磁化的调整，在WC原料粉末和Cr3C2原料粉末的投入时添加金属粉末、碳粉末。还有，在添加VC原料粉末、TaC原料粉末时，在WC原料粉末和Cr3C2原料粉末的投入时进行添加。另外，在浆料中添加有机粘合剂、分散剂等进行调整，用喷雾干燥器制成颗粒。
使用该颗粒，通过压制成形、铸造成形、挤出成形、冷等静压成形等公知的成形方法成形为既定的工具形状。其后，在真空中或非氧化性气氛中，以1350～1450℃焙烧而制作上述的超硬合金。焙烧后的冷却速度为10～70℃/分钟，特别是以20～50℃/分钟为宜。对于该超硬合金，根据期望实施研磨加工、切刃部的珩磨加工。
然后，在其表面根据期望成膜被覆层。
首先，对于作为第一实施方式的通过化学气相沉积(CVD)法成膜被覆层的方法的一例进行说明。
首先，作为反应气体组成，调整四氯化钛(TiCl4)气体0.5～10体积％、氮(N2)气10～60体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体并导入反应室内，以使室内为800～940℃、8～50kPa的条件下成膜TiN层。
其次，作为反应气体组成，以体积％计，调整四氯化钛(TiCl4)气体0.5～10体积％、氮(N2)气10～60体积％、乙腈(CH3CN)气体0.1～3.0体积％，其余为氢(H2)气所构成的混合气体并导入反应室内，以成膜温度780～880℃、5～25kPa成膜TiCN层的下侧部分。在此，上述成膜条件之中，反应气体中的乙腈气体的比例调整为0.1～0.4体积％，以及使成膜温度为780℃～880℃，是因为在截面观察中能够形成下侧部分由微细的条(筋)状晶(MT-TiCN)构成的TiCN层，所以优选。
还有，TiCN层的下侧部分的成膜条件可以在单一条件下形成，但也能够中途变更TiCN层的成膜条件而改变组织状态。例如，增加乙腈(CH3CN)气体的比率，能够使TiCN层的上侧的结晶成为宽度比下侧的结晶宽的柱状结晶。或者，从上述TiCN层的成膜途中起，将成膜条件变成为如下条件，即调整由四氯化钛(TiCl4)气体1～5体积％、乙腈(CH3CN)气体0.5～5体积％、氮(N2)气10～30体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体并导入反应室内，使腔室内为950～1100℃、5～40kPa，由此，能够使TiCN层的上侧的结晶成为宽度比下侧的结晶宽的柱状结晶。在此条件中，将乙腈(CH3CN)气体的一部分以4～10体积％的比例变成甲烷(CH4)气体，也可以形成期望的TiCN层。
接着，将构成TiCN层的上侧部分的HT-TiCN层进行成膜。HT-TiCN层的具体的成膜条件优选为，调整由四氯化钛(TiCl4)气体2.5～4体积％、甲烷(CH4)气体0.1～10体积％、氮(N2)气5～20体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体并导入反应室内，使腔室内为900～1050℃、5～40kPa，成膜时间为20～60分钟。
再成膜中间层。具体的成膜条件为，调整由四氯化钛(TiCl4)气体1～4体积％、甲烷(CH4)气体0～7体积％、氮(N2)气0～20体积％、二氧化碳(CO2)气1～5体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体。将调整这些混合气体并导入反应室内，以腔室内为900～1050℃、5～40kPa，成膜时间为20～60分钟的条件成膜。
然后，继续成膜Al2O3层。作为Al2O3层的成膜方法，优选使用由三氯化铝(AlCl3)气体0.5～5.0体积％、氯化氢(HCl)气体0.5～3.5体积％、二氧化碳(CO2)气体、0.5～5.0体积％、硫化氢(H2S)气体0.0～0.5体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体，以950～1100℃、5～10kPa进行。
另外，根据期望成膜最表层。具体的成膜条件为，作为反应气体组成，调整由四氯化钛(TiCl4)气体0.1～10体积％、氮(N2)气0～60体积％、其余为氢(H2)气所构成的混合气体并导入反应室内，使腔室内为960～1100℃、10～85kPa即可。
在上述被覆层的成膜中，作为使一侧的主面侧的Al2O3层的厚度与另一侧的主面侧的Al2O3层的厚度不同的方法的一例，可列举使一侧的主面侧的邻接的试料间的间隔与另一侧的主面侧的邻接的试料间的间隔不同的方法。这时，通过使对置的前刀面上所设的断屑槽形状与不对置的前刀面上所设的断屑槽形状不同，所得到的切削工具能够在两面不同的切削条件下使用。另外，通过使上下的试料间的间隔与左右的试料间的间隔不同，能够使切刃和前刀面的Al2O3层的厚度、最表层的结晶结构不同。
接着，对于作为第二实施方式的通过物理气相沉积(PVD)法成膜被覆层的方法的一例进行说明。作为PVD法，可以优选适用离子镀法或溅射法。若对于成膜方法的一例详细说明，则以电弧离子镀法制作被覆层时，将分别独立含有金属钛(Ti)、金属铝(Al)和既定的金属M(其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种以上)的金属靶、复合化的合金靶或烧结体靶放置在腔室的侧壁面位置。
作为成膜条件，通过离子镀法或溅射法成膜被覆层，即，使用这些靶，通过电弧放电、辉光放电等使金属源蒸发而离子化的同时，与氮源的氮(N2)气、碳源的甲烷(CH4)/乙炔(C2H2)气体发生反应。还有，在成膜上述被覆层时，考虑到被覆层的结晶结构，为了能够制作高硬度的被覆层，并且提高与基体的密接性，在本实施方式中，施加35～200V的偏压。
另外，为了成膜将上述的薄层交替层叠的层叠膜，可以通过如下方式制作，即，将第一靶和第二靶放置在腔室的侧壁面对面的位置等既定的位置，一边使试料转动，接近或远离第一靶和第二靶，一边进行成膜。
实施例1
对于由表1所述的平均粒径构成的碳化钨(WC)粉末，添加、混合平均粒径1.2μm的金属钴(Co)粉末和平均粒径2.5μm的Cr3C2粉末，用振动磨机进行粉碎，直至混合粉末的平均粒径达到0.9～1.1μm的范围。此时，对于Co的添加而言，关于表1中将添加时期记述为途中的试料，在粉碎途中的混合粉末的平均粒径处于2.0～2.2μm的范围的时刻添加Co粉末，关于将添加时期记述为初始的试料，在开始粉碎前添加Co粉末。
其后，将利用喷雾干燥器进行造粒而得到的混合粉末通过压制成形，成形为切削工具形状之后，实施脱粘合剂处理，在真空度为0.5～100Pa的真空中，以表1所示的温度焙烧1小时，以表1所示的降温速度降温，制作表1所示的超硬合金。还有，焙烧后的超硬合金中的各金属含量与调合组成相同。此外，对于所制作的超硬合金，以喷丸加工对于前刀面侧实施刀尖处理(R珩磨)。
接着，对于上述超硬合金，通过CVD法成膜被覆层。成膜条件为，首先以880℃、16kPa的成膜条件，流过TiCl4：2.0体积％、N2：33体积％、其余为H2的混合气体，以0.1μm的厚度成膜TiN层。接下来，以825℃、9kPa的成膜条件，流过TiCl4：2.5体积％、N2：23体积％、CH3CN：0.4体积％、其余为H2的混合气体，以2.5μm的厚度成膜平均结晶宽度为0.3μm的第一TiCN层。然后，以1010℃、20kPa的成膜条件，流过TiCl4：3.5体积％、CH4：0～3体积％、N2：0～10体积％、CO2：2体积％、其余为H2的混合气体，以0.1μm的厚度形成中间层。其后，以1005℃、9kPa的成膜条件，流过AlCl3：1.5体积％、HCl：2体积％、CO2：4体积％、H2S：0.3体积％、其余为H2的混合气体，以0.5μm的厚度成膜αAl2O3层。最后，以1010℃、30Pa的成膜条件，流过TiCl4：3.0体积％、N2：30体积％、其余为H2的混合气体，以0.5μm的厚度成膜最表层。关于最表层，是以TiN为基本的组成，但由于碳(C)的扩散等造成混入，而成为TiCN。
对于所得到的切削工具，以磁特性测量装置测量矫顽力(Hc)和饱和磁化(Ms)，以JISZ2245测量洛氏硬度，以JISR1607测量断裂韧性值(K1c)。另外，以11.5mm的长度切割各切削工具，使之成为竖∶横∶长的比为3∶4∶10的矩形形状，依据JISR1601和JISR1625测量、计算抗弯强度(三点弯曲强度)和威布尔系数。结果显示在表2中。
另外，对于得到的切削工具的切断面，通过波长色散型X射线分析(WDS)进行键合相的组成分析，确认键合相内的钨的含量。对于在距合金的表面的深度为500μm～600μm的范围内散布着各键合相中的钨的含量的键合相的各自的位置进行测量。另外，对于在合金的表面～距表面的深度为300μm的范围内散布的各键合相中的钨的含量也进行测量，表面～深度300μm的范围内的钨的含量比500μm～600μm的范围内的钨的固溶量高的区域存在时，确认钨的含量达到最大的深度。还有，关于从内部到表面钨量没有变化的试料，即在表面～深度300μm的范围内不存在比钨的固溶量高的区域的试料，表中记述为恒定。结果显示在表2中。
然后，使用该切削工具，按照下述的条件，进行切削试验，评价耐磨损性和耐缺损性。结果显示在表3中。
(切削条件)
被削材：因科镍合金718方材
工具形状：PNMU1205ANER-GM(京瓷株式会社制刀片)
切削速度：40m/分钟
进给速度：0.15mm/刃
切入：2.0mm(轴向)×10mm(径向)
其他：使用水溶性切削液
评价项目：测量、计算各试料各进行10个角切削的至达到缺损的平均切削时间和最短发生缺损时的切削时间。另外，对于切削时间能够达到5分钟而进行加工的试料，测量切削时间5分钟的后刀面磨损量。
[表1]
[表2]
[表3]
由表1-3可知，在WC相的平均粒径小于0.85μm的试料No.2中，韧性低，发生突发缺损。在WC相的平均粒径大于1.05μm的试料No.5中，磨损变大。在Co含量少于11.5质量％的试料No.6中，发生缺损。与之相对，在Co含量多于12.5质量％的试料No.9中，热龟裂导致的缺损发生，并且磨损也大。在Cr3C2含量少于0.2质量％的试料No.10中，在超硬合金的表面可见键合相的氧化导致的腐蚀，也发生缺损。在Cr3C2含量多于0.6质量％的试料No.13中，韧性降低并缺损。在矫顽力低于13kA/m的试料No.15中，磨损剧烈进行并发生缺损。在矫顽力高于16kA/m的试料No.18中，热龟裂进入而突发性地缺损。在洛氏硬度小于89.5的试料No.19中，磨损大。在洛氏硬度大于90.5的试料No.22中，发生卷刃。
相对于此，由本发明的范围内的基体和被覆层构成的试料No.1、3、4、7、8、11、12、14、16、17、20、21、23～29中，卷刃和缺损受到抑制，且磨损的进行也得到抑制。
实施例2
使用与实施例1的试料No.1的超硬合金相同的材质，通过CVD法成膜表4所述的被覆层。第一层的TiN层以与实施例1相同的成膜条件，按表4所示的厚度成膜。第二层的TiCN层，在825℃、9kPa的条件下，流过TiCl4：2.5体积％、N2：23体积％、CH3CN：成膜初期为0.2体积％，逐渐增加流量，在成膜结束时为0.5体积％，其余为H2的混合气体进行成膜。而后，第三层的中间层以与实施例1相同的成膜条件，按表4所示的厚度成膜。第四层的αAl2O3层，以1005℃、9kPa的成膜条件，流过AlCl3：2.5体积％、HCl：0.5体积％、CO2：4体积％、H2S：0.3体积％、其余为H2的混合气进行成膜。最表层以与实施例1相同的成膜条件，按表4所示的厚度成膜。
对于得到的切削工具，以实施例1的切削条件进行切削试验，评价切削性能。结果显示在表4中。
[表4]
由表4可知，试料No.30-40中的任意一个试料，卷刃、缺损均得到抑制，且也抑制了磨损的进行。
实施例3
使用与实施例1的试料No.1的超硬合金相同的材质，通过PVD法成膜被覆层。成膜条件为，放置含有形成被覆层的金属元素的烧结体靶，施加表5所示的偏压，分别流过电弧电流150A，成膜温度为540℃，成膜表5所示的组成的被覆层。
试料的组成从被覆层的表面进行扫描型电子显微镜(SEM)观察，将3处的平均组成作为被覆层的组成表述。另外，对于各试料的包含被覆层的截面进行SEM观察，测量被覆层的厚度。再用透射型电子显微镜(TEM)观察被覆层的详细的组织，通过能量分散X射线光谱分析(EDS)确认详细组成。
此外，以下述条件评价切削性能。结果显示在表6中。
(切削条件)
被切削材：Ti-6A1-4V合金 方材
工具形状：PNMU1205ANER-SM(京瓷株式会社制刀片)
切削速度：60m/分钟
进给速度：0.25mm/刃
切入：2.0mm(轴向)×10mm(径方向)
其他：使用水溶性切削液
评价方法：至达到缺损的加工时间和加工时间30分钟后的切刃的状态
[表5]
[表6]
由表5、6可知，试料No.41-48中的任意一个试料，卷刃、缺损均得到抑制，且可以进行长寿命的切削加工。

Claims (7)

1.一种由超硬合金构成的切削工具，其以WC相为主体，以11.5～12.5质量％的比例含有Co，以Cr3C2换算量计按0.2～0.6质量％的比例含有Cr而成，所述WC相的平均粒径为0.85～1.05μm，矫顽力即Hc为13.0～16.0kA/m，洛氏硬度即HR为89.5～90.5，
所述Co存在于键合所述WC相间的键合相中，并且在该键合相中含有钨W，在所述超硬合金的表面和内部之间，存在所述钨的含有比率取最大值的位置，
所述键合相中的钨的含有比率取最大值的位置处于距所述表面50～200μm的范围内。
2.根据权利要求1所述的切削工具，其中，抗弯强度为3.5GPa以上，威布尔系数为10以上。
3.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，饱和磁化即Ms为165～200kA/m，断裂韧性值即K1C为16MPa·m1/2以上。
4.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，所述超硬合金的表面被覆被覆层而成。
5.根据权利要求4所述的切削工具，其中，在由所述超硬合金构成的基体的表面，从所述基体侧起，按顺序层叠有如下层而成：平均厚度为0～0.7μm的TiN层；平均厚度为1～3μm的TiCN层；平均厚度为0～0.1μm的选自TiCO、TiNO和TiCNO之中的任意一种所构成的中间层；平均厚度为0.3～0.7μm的Al2O3层；平均厚度为0～0.7μm的TiCxNy层所构成的最表层，其中，0＜x，0.5≤y，x+y＝1。
6.根据权利要求4所述的切削工具，其中，在所述超硬合金的表面，被覆有平均厚度为3.0～5.5μm的由Ti1-a-bAlaMb(C1-xNx)构成的被覆层而成，其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，0.2≤a≤0.7，0≤b≤0.4，0≤x≤1。
7.根据权利要求6所述的切削工具，其中，所述被覆层由交替层叠有由Ti1-a1-b1Ala1Mb1(C1-x1Nx1)构成的第一薄层；和由Ti1-a2-b2Ala2Mb2(C1-x2Nx2)构成的第二薄层的多层构成而成，其中，M是从Cr、Si、W、Mo、Ta、Hf、Nb、Zr和Y中选择的至少一种，0.2≤a1≤0.7，0≤b1≤0.4，0≤x1≤1，0.2≤a2≤0.7，0≤b2≤0.4，0≤x2≤1，除去a1＝a2且b1＝b2且x1＝x2。
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